H13鋼相變規(guī)律及其模具的真空熱處理數(shù)值模擬

郭 碩， 樊振宇， 王會珍， 周樂育， 翟月雯

(北京機電研究所有限公司， 北京 100083)

熱鍛模具服役環(huán)境惡劣，模具型腔與高溫加熱的工件表面接觸，承受較大的沖擊、磨損以及熱疲勞(反復的加熱和冷卻)，要求模具材料具有良好的綜合服役性能，如優(yōu)秀的淬透性、優(yōu)良的高溫強度和韌性等。H13鋼是國內(nèi)外應用最廣泛的熱作模具鋼，具有良好的服役性能，常被用于大型鍛模、熱擠壓模、精鍛模及其他合金的壓鑄模[1-4]。H13鋼的微觀組織對模具的服役性能尤其是服役壽命影響明顯，常用H13鋼模具的組織為回火馬氏體，模具不同位置馬氏體轉(zhuǎn)變量顯著影響回火二次硬化后強度與韌性的匹配，因此熱處理對調(diào)整H13鋼的微觀組織具有十分顯著的作用[5-7]。

過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT曲線)可以反映出冷卻速度與組織之間的關(guān)系，通過研究CCT曲線可以獲得H13鋼的基本組織演化規(guī)律，建立馬氏體相變動力學方程[8-9]。本文采用熱膨脹儀測定H13鋼試樣在不同冷速下的膨脹量，研究H13鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻相變動力學，并繪制過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變動力學曲線，為熱處理數(shù)值模擬提供相變參數(shù)。本文通過數(shù)值模擬計算了H13熱鍛模具真空熱處理后的室溫組織，驗證了H13鋼的連續(xù)冷卻相變動力學。

1 試驗材料與工藝

試驗所用原材料為某鋼生產(chǎn)的H13鋼，原始熱處理狀態(tài)為退火態(tài)，其化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為0.497C、1.04Si、0.378Mn、4.67Cr、0.0217P、0.0144S、1.47Mo、0.792V,余量Fe。

測試試驗采用DIL805L熱膨脹儀，測定H13鋼試樣在不同冷速下的膨脹量，并通過杠桿原理計算試樣在冷卻過程中相變量與溫度的曲線，并繪制CCT曲線。將試樣固定在熱膨脹儀真空室內(nèi)，首先以20 ℃/s的加熱速度從室溫加熱到1030 ℃，在此溫度保溫10 min，然后以0.05、0.1、0.2、0.5、1、3、5、10、15和30 ℃/s 的冷速冷卻到室溫，具體測試工藝如圖1所示。試樣尺寸為φ4 mm×10 mm的圓柱。

圖1 CCT曲線測試試驗工藝Fig.1 Heat treatment process for CCT curves

熱膨脹試驗后，將不同冷速處理后的試樣進行鑲嵌，鑲嵌樣經(jīng)機械研磨和拋光后進行金相腐蝕，腐蝕液為10%(體積分數(shù))的硝酸酒精溶液，腐蝕時間為3 min，腐蝕后用光學顯微鏡和掃描電鏡進行觀察分析，并采用顯微維氏硬度計測試其硬度，載荷砝碼為1 kg，加載時間為15 s。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 H13鋼的原始組織

H13原始熱處理狀態(tài)為退火態(tài)，組織為粒狀珠光體，碳化物主要為Cr的碳化物，彌散分布于鐵素體基體上，鐵素體晶粒尺寸約為15 μm；碳化物形狀為球狀和短棒狀，球狀碳化物粒徑為0.5～1 μm，短棒狀碳化物短軸方向0.5～1 μm，長軸方向1～2 μm，碳化物占比約8%，如圖2所示。

圖2 H13鋼的原始微觀組織Fig.2 Original microstructure of the H13 steel(a) OM； (b) SEM

2.2 不同冷速下的微觀組織和硬度

2.2.1 微觀組織分析

圖3為H13鋼在不同冷速下的微觀組織照片，可以發(fā)現(xiàn)組織轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w和馬氏體，基體上有較多碳化物，這是因為H13鋼中加入了較多的Cr等合金元素，同時這些合金元素還會降低組織中C的擴散速度，抑制珠光體的轉(zhuǎn)變，提升過冷奧氏體的穩(wěn)定性，使得在較大冷卻速度范圍內(nèi)，過冷奧氏體分解組織都是貝氏體+馬氏體。在冷速為0.05 ℃/s時，組織主要以貝氏體為主，有少量珠光體組織；冷速為0.2 ℃/s時，組織轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w+馬氏體；當冷速增大到1 ℃/s時，組織為完全馬氏體，貝氏體消失。隨著冷速增大，馬氏體組織形態(tài)越來越清晰。

圖3 不同冷速下H13鋼的金相(a～c)和掃描電鏡(d～f)照片F(xiàn)ig.3 OM image(a-c) and SEM image(d-f) of the H13 steel at different cooling rates(a,d) 0.05 ℃/s； (b,e) 0.2 ℃/s； (c,f) 1 ℃/s

圖4 不同冷速下H13鋼的顯微硬度值Fig.4 Microhardness values of the H13 steel at different cooling rates

2.2.2 顯微硬度測試

熱膨脹試驗中，當過冷奧氏體分解量很小時，膨脹曲線往往無法清晰地表現(xiàn)出相變過程，也就無法準確地做出恰當切線來確定相變溫度。此時需要測量不同冷卻速度下的硬度，同時配合顯微組織來確定轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。圖4為H13鋼在不同冷速下的顯微硬度。從圖4中可以發(fā)現(xiàn)，膨脹試樣的硬度隨冷速增加而增大，當冷速小于0.5 ℃/s時，硬度隨冷速增大升高明顯，當冷速大于1 ℃/s時，硬度隨冷速增大增長趨勢放緩直至不發(fā)生變化。

2.3 H13鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT曲線)

本文利用切線法獲得H13鋼的奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ac1為902 ℃，奧氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度Ac3為959 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms為335 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度Mf為143 ℃。同時結(jié)合顯微硬度和顯微組織繪制H13鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線。

圖5 H13鋼經(jīng)1030 ℃×10 min奧氏體化后的CCT曲線Fig.5 CCT curves of the H13 steel austenitized at 1030 ℃ for 10 min

圖5為H13鋼在1030 ℃保溫10 min奧氏體化后的CCT曲線。從圖5可以發(fā)現(xiàn)，H13鋼過冷奧氏體隨著溫度降低發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變。當冷速為0.05 ℃/s時，在396 ℃發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，隨著溫度降低，貝氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束，在269 ℃發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，最終獲得貝氏體+少量馬氏體組織。在0.05～1 ℃/s這個冷速范圍，隨著冷速增大，貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度降低，馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度升高，貝氏體轉(zhuǎn)變量逐漸減少，馬氏體轉(zhuǎn)變量逐漸增大。當冷速為1 ℃/s時，只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，最終獲得馬氏體+殘留奧氏體組織。CCT曲線中，在有貝氏體轉(zhuǎn)變時，隨著冷速降低，馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度降低，且馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度隨著貝氏體含量增大而降低。這可能是因為貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閿U散型相變，隨著冷速降低，貝氏體相變量增大，過冷奧氏體中的碳含量升高，導致Ms點降低。

2.4 H13鋼連續(xù)冷卻過程相變動力學

在較低溫度條件下發(fā)生的相變通常為非擴散型相變，如過冷奧氏體的馬氏體轉(zhuǎn)變。馬氏體相變的相變驅(qū)動力與熱力學過冷度密切相關(guān)，與時間無關(guān)，溫度僅決定馬氏體相變的轉(zhuǎn)變量，與轉(zhuǎn)變速度無關(guān)。一般情況下對于非擴散型相變(馬氏體相變)可以采用Koistinen-Marburger方程描述，方程如下[10]：

f=1-exp(-α(Ms-T))

(1)

式中：f為馬氏體的轉(zhuǎn)變量；Ms為馬氏體相變開始溫度；T為冷卻過程中某一時刻溫度；α為反應馬氏體轉(zhuǎn)變速率的動力學參數(shù)。

K-M方程中的α值與材料的成分和溫度有關(guān)，前文所述，H13鋼的合金含量較高，因此不能采用常用的α值，必須根據(jù)試驗結(jié)果對α值進行求解，以獲得相對準確的相變動力學參數(shù)，滿足數(shù)值模擬計算的要求。對方程(1)變形后兩邊取對數(shù)，得：

(2)

式中：f可以通過杠桿定律計算獲得，Ms根據(jù)切線法獲得。圖6中紅色曲線為H13鋼在30 ℃/s冷卻時馬氏體體積分數(shù)與溫度的關(guān)系，黑色曲線為膨脹曲線。

圖6 H13鋼30 ℃/s冷速下的熱膨脹曲線及馬氏體體積分數(shù)Fig.6 Dilatometric curve and volume fraction of martensite of the H13 steel at 30 ℃/s

圖7(a)為K-M方程中的相變因子與溫度關(guān)系曲線，對圖7(a)中曲線進行多項式擬合，最終獲得相變因子α的擬合函數(shù)，如公式(3)所示，獲得擬合后的K-M 相變動力學曲線，如圖7(b)所示。

α=0.690 18-0.024 41×T+0.000 383 494×T2-

3.326 16×10-6×T3+1.701 35×10-8×T4-

5.105 81×10-11×T5+8.301 34×10-14×

T6-5.636 32×10-17×T7

(3)

圖7 K-M方程中相變因子α與溫度的關(guān)系及擬合曲線(a)及其相變動力學曲線(b)Fig.7 Relationship fitting curve between phase transformation factor α in K-M equation and temperature(a) and the phase transition dynamic curve(b)

2.5 H13鋼模具真空氣淬數(shù)值模擬

圖8為H13鋼鑲塊模具模型，高130 mm，最大直徑φ162 mm，取樣點如圖8所示，P1點、P2點距內(nèi)表面分別為6、16 mm，P3點、P4點和P5點距外表面分別為29、14和4 mm。本試驗模擬真空氣淬條件，模具從1030 ℃降低至室溫?？紤]到H13鋼理想的淬火組織以馬氏體為主，因此馬氏體相變模型對其淬火熱處理數(shù)值模擬十分重要，將擬合后的K-M相變動力學曲線二次開發(fā)進商用有限元軟件中，開展計算。

圖8 H13鋼熱鍛模具模型Fig.8 Model of the H13 steel hot forging die

圖9為數(shù)值模擬獲得的圖8中取樣點處冷卻曲線，可以看出P2點冷速最慢，計算獲得P2點800 ℃至Ms點的平均冷速為1.4 ℃/s。結(jié)合前文獲得的CCT曲線，確定試樣在氣淬過程中，基本不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變及貝氏體轉(zhuǎn)變。溫度降至335 ℃時開始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，最終的試樣組織以馬氏體為主。如圖10所示，當冷卻253 s后，P5點開始有馬氏體生成，447 s后P2點相變基本完成，相變完成后馬氏體體積分數(shù)為90%，殘留奧氏體體積分數(shù)為10%。從圖10可以看出，P5點最先開始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，P2點最后開始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，這是由于不同部位冷速不同引起的。圖9中顯示P5點冷速最快，P2點冷速最慢，導致相變開始先后順序不同。由于馬氏體相變?yōu)榉菙U散型相變，其轉(zhuǎn)變量與相變開始的溫度有關(guān)，與相變時間無關(guān)，故所有采樣點處的馬氏體含量大致相同，殘留奧氏體含量也相同。

圖9 H13鋼模具不同取樣點處的溫度曲線Fig.9 Temperature curves at different sampling points of the H13 steel die

圖10 H13鋼模具不同取樣點處奧氏體和馬氏體的體積分數(shù)-時間曲線Fig.10 Volume fraction of austenite and martensite at different sampling points of the H13 steel die versus time

3 結(jié)論

1) 通過熱膨脹試驗，結(jié)合微觀組織和顯微硬度，繪制H13鋼在1030 ℃保溫10 min的過冷奧氏體連續(xù)冷卻曲線(CCT曲線)，最終確定Ac3溫度為959 ℃，Ac1溫度為902 ℃，Ms溫度為335 ℃，Mf溫度為143 ℃。

2) 利用30 ℃/s冷速的膨脹曲線，確定H13鋼連續(xù)冷卻過程中K-M方程的相變動力學參數(shù)α值，并擬合為多項式方程，該相變動力學方程可以為熱處理數(shù)值模擬提供相變參數(shù)輸入。

3) 將擬合后的K-M方程進行二次開發(fā)導入有限元軟件中開展數(shù)值模擬計算，計算結(jié)果顯示H13鋼模具不同取樣點處馬氏體氏體體積分數(shù)為90%，殘留奧氏體體積分數(shù)為10%。距模具模型內(nèi)表面16 mm處冷速最慢，800 ℃至Ms點的平均冷速為1.4 ℃/s，結(jié)合CCT曲線，該冷速大于生成貝氏體的臨界冷速，故可以認為真空氣淬后H13鋼熱作模具的組織為馬氏體和殘留奧氏體。